耐磨損鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供低溫韌性和加熱至低溫回火脆化溫度范圍的部位的裂紋的產(chǎn)生抑制優(yōu)良的耐磨損鋼板及其制造方法。鋼板的成分組成為以質量％計C：0.100％以上且小于0.175％、Si：0.05％以上且1.00％以下、Mn：0.50％以上且1.90％以下、P：小于0.006％、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、Cr：0.10％以上且1.00％以下、Nb：0.005％以上且0.024％以下、Ti：0.005％以上且0.050％以下、B：0.0003％以上且0.0030％以下、N：0.0010％以上且0.0080％以下。另外，板厚的1/4位置處的顯微組織是原奧氏體平均粒徑為20μm以上且60μm以下的馬氏體單相組織或者馬氏體與貝氏體的混合組織，并且島狀馬氏體的面積百分率相對于組織整體小于5％。
【專利說明】
耐磨損鋼板及其制造方法
技術領域
[0001] 本發(fā)明涉及在產(chǎn)業(yè)機械、搬運機械等中使用的耐磨損鋼板及其制造方法，涉及具 備優(yōu)良的低溫韌性、在焊接熱影響部或氣體切割、等離子體切割等熱熔斷后的熱影響部中 加熱至約300°C~約400°C的低溫回火脆化溫度范圍的部位的延遲斷裂所引起的裂紋的產(chǎn) 生抑制優(yōu)良的耐磨損鋼板。
【背景技術】
[0002] 鋼材的耐磨損性通過提高硬度而提高，在要求耐磨損性的構件中使用的鋼材含有 與所需硬度相適應的C量，并實施淬火處理或淬火回火處理。
[0003] 高硬度的耐磨損鋼板通過焊接、氣體切割、等離子體切割等再加熱至約300°C~約 400 °C的低溫回火脆化溫度范圍時，有可能在冷卻至常溫后產(chǎn)生因延遲斷裂引起的裂紋。但 是，不能避免焊接、氣體切割等加工，防止上述裂紋成為課題。有時將再加熱至低溫回火脆 化溫度范圍的部分的延遲斷裂所引起的裂紋稱為低溫回火脆化裂紋、低溫脆化裂紋。
[0004] 另外，耐磨損鋼板有時也用于0°C以下的低溫范圍的作業(yè)，對于韌性低的鋼板而 言，使用中的脆性斷裂的發(fā)生成為問題。通常，為了提高硬度而增加 C量、為了提高淬透性而 含有合金元素反而會使得材質變脆而使韌性降低。關于耐磨損鋼板，提出了各種技術。
[0005] 例如，專利文獻1~6中提出的耐延遲斷裂特性優(yōu)良的耐磨損鋼板可改善制造狀態(tài) 的鋼板的耐延遲斷裂特性，關于再加熱至低溫回火脆化溫度范圍的部分中的延遲斷裂特性 的改善沒有進行研究。
[0006] 關于低溫韌性優(yōu)良的耐磨損鋼板，例如，在專利文獻7、專利文獻8、專利文獻9等中 公開了通過含有大量Cr、Mo等合金元素來提高耐磨損鋼板的韌性的技術。在這些技術中，出 于提高淬透性的目的而含有Cr，出于在提高淬透性的同時改善晶界強度的目的而含有Mo。 另外，在專利文獻7、8中，通過實施回火熱處理來改善低溫韌性。
[0007] 另一方面，作為致力于制造工藝的技術，存在有專利文獻10中所公開的技術，其公 開了通過在熱乳工序中利用奧氏體形變而使原γ晶粒伸展從而改善韌性。作為抑制低溫脆 化裂紋的技術，在專利文獻11中公開了通過以馬氏體作為基體組織并將其原奧氏體粒徑設 定為30μπι以下來抑制裂紋并且實現(xiàn)韌性的提高的技術。
[0008] 現(xiàn)有技術文獻
[0009] 專利文獻
[0010] 專利文獻1:日本特開2002-115024號公報 [0011] 專利文獻2:日本特開2002-80930號公報 [0012] 專利文獻3:日本特開平05-51691號公報 [0013] 專利文獻4:日本特開平01-255622號公報 [0014] 專利文獻5:日本特開昭63-317623號公報 [0015] 專利文獻6:日本特開2003-171730號公報 [0016] 專利文獻7:日本特開平8-41535號公報
[0017] 專利文獻8:日本特開平2-179842號公報
[0018] 專利文獻9:日本特開昭61-166954號公報
[0019] 專利文獻10:日本特開2002-20837號公報
[0020] 專利文獻11:日本特開2009-30092號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0021] 發(fā)明所要解決的問題
[0022] 但是，專利文獻7~9中記載的耐磨損鋼板通過含有大量合金元素來強化晶界強度 從而使韌性提高，合金元素成本升高。專利文獻7、專利文獻8中記載的耐磨損鋼板實施回火 熱處理，因此，硬度降低，不能避免對耐磨損性的不良影響。
[0023] 另外，專利文獻10中記載的耐磨損鋼板的制造方法中，在熱乳工序中利用奧氏體 形變，因此，在低溫下結束，制造性差，并且為了穩(wěn)定制造而需要嚴格的溫度管理，在實際制 造上不一定是容易的工藝。
[0024] 專利文獻11中記載的耐磨損鋼板的制造方法沒有詳細記載，但推測是為了得到期 望的結晶粒徑的顯微組織而在能量高消耗型乳制后進行再加熱淬火的工藝、或者通過直接 淬火進行制造的工藝，在直接淬火的情況下，不僅需要低溫下的乳制、高壓下率等嚴格的制 造條件管理，而且阻礙乳制效率，對乳制設備的負荷也大。
[0025] 另外，減小結晶粒徑會使得到相變組織時的成核位點增加，從而導致淬透性降低， 因此，有可能用于確保淬透性的合金元素的含量增加，制造成本增加。
[0026] 如上所述，尚未確立制造因焊接、熔斷的熱影響而被加熱至低溫回火脆化溫度范 圍的區(qū)域中的冷卻至常溫后的延遲斷裂得到抑制而具備優(yōu)良的低溫韌性的、廉價的耐磨損 鋼板的技術。
[0027] 因此，本發(fā)明的目的在于提供在廉價的成分組成下具備優(yōu)良的低溫韌性的耐低溫 回火脆化裂紋特性優(yōu)良的耐磨損鋼板及其制造方法。本發(fā)明以表面硬度以布氏硬度計為 350HBW10/3000以上且450HBW10/3000以下的硬度的耐磨損鋼板作為對象。
[0028]用于解決問題的方法
[0029] 為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明人對影響耐磨損鋼板的耐低溫回火脆化裂紋特性和低 溫韌性的各種因素進行了深入研究，從而發(fā)現(xiàn)，在厚鋼板中減少脆化敏感性高的中心偏析 帶的中心偏析是重要的，通過在將P降低至0.006%以下的基礎上控制偏析元素，能夠抑制 低溫回火脆化裂紋。
[0030] 本發(fā)明是基于所得到的見解進一步進行研究而完成的，即，本發(fā)明為：
[0031] 1. 一種耐磨損鋼板，其表面硬度以布氏硬度計為350HBW10/3000以上且450HBW10/ 3000以下，其特征在于，
[0032] 具有以質量％計(：:0.100%以上且小于0.175%、Si :0.05%以上且1.00%以下、 Μη:0.50% 以上且 1.90% 以下、P:小于0.006%、S:0.005% 以下、A1:0.005% 以上且0.100% 以下、Cr:0.10%以上且1.00%以下、Nb:0.005%以上且0.024%以下、Ti :0.005%以上且 0.050%以下、B:0.0003%以上且0.0030%以下、N:0.0010%以上且0.0080%以下、并且滿 足（1)式和(2)式、余量由Fe和不可避免的雜質構成的成分組成，
[0033] 板厚的1/4位置和3/4位置處的顯微組織是原奧氏體平均粒徑為20μπι以上且60μπι 以下的馬氏體單相組織、或者原奧氏體平均粒徑為20μπι以上且60μπι以下的馬氏體與貝氏體 的混合組織，并且貝氏體中的島狀馬氏體以相對于組織整體的面積百分率計小于5%。
[0034] DIH = 33.85 X (0.1 XC)°-5X (0.7XSi + l) X (3.33ΧΜη+1) X (0.35XCu+l) X (0.36ΧΝ?+1) X (2.16XCr+1) X (3XMo+1) X (1.75XV+1)^35---(1)
[0035] CES = 5.5XC4/3+75.5XP+0.90XMn+0.12XNi+0.53XMo^2.70---(2)
[0036] 各式中，各合金元素設定為含量(質量％)，不含有的元素的含量設定為0。
[0037] 2.如1所述的耐磨損鋼板，其特征在于，在上述成分組成的基礎上，以質量％計含 有選自Mo :0.05%以上且0.80 %以下、V: 0.005 %以上且0.10%以下、Cu :0.10 %以上且 1.00%以下、Ni :0.10%以上且2.00%以下中的一種或兩種以上。
[0038] 3.如1或2所述的耐磨損鋼板，其特征在于，在上述成分組成的基礎上，以質量％計 含有選自Ca: 0.0005%以上且0.0040%以下、Mg :0.0005%以上且0.0050%以下、REM: 0.0005%以上且0.0080%以下中的一種或兩種以上。
[0039] 4.-種耐磨損鋼板的制造方法，所述耐磨損鋼板的表面硬度以布氏硬度計為 350HBW10/3000以上且450HBW10/3000以下，所述制造方法的特征在于，
[0040] 將具有1至3中任一項所述的成分組成的鋼原材加熱至1050°C以上且1200°C以下，
[00411 然后，實施950°C以上的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率為30%以上、并且低于940°C的 溫度范圍內(nèi)的累積壓下率為30 %以上且70 %以下的熱乳，
[0042] 在表面溫度為Ar3+80°C以上且Ar3+180°C以下的溫度下結束熱乳，
[0043]從Ar 3點以上的溫度起進行直接淬火，在板厚的1 /2位置處以2 °C /秒以上的冷卻速 度冷卻至300 °C以下，
[0044] 所制造的鋼板的板厚的1/4位置和3/4位置處的顯微組織是原奧氏體平均粒徑為 20μπι以上且60μπι以下的馬氏體單相組織、或者原奧氏體平均粒徑為20μπι以上且60μπι以下的 馬氏體與貝氏體的混合組織，并且貝氏體中的島狀馬氏體以相對于組織整體的面積百分率 計小于5%。
[0045] 發(fā)明效果
[0046] 根據(jù)本發(fā)明，可以得到在因焊接、熔斷引起的熱影響而經(jīng)受低溫回火的區(qū)域中的 耐延遲裂紋特性優(yōu)良、并且低溫韌性優(yōu)良的耐磨損鋼板。另外，作為其制造方法，可以得到 對環(huán)境負荷小的制造方法，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮顯著的效果。
【具體實施方式】
[0047]本發(fā)明中，對成分組成和顯微組織進行規(guī)定。
[0048][成分組成]
[0049] 以下的成分組成的說明中，％均為質量％。
[0050] C:0.100% 以上且小于0.175%
[0051] C是使基體硬度進行高硬度化而提高耐磨損性的元素。為了通過以布氏硬度計為 350HBW10/3000以上的硬度來實現(xiàn)耐磨損性，需要含有0.100%以上。優(yōu)選為0.120%以上。 另一方面，含有0.175%以上時，耐低溫回火脆化裂紋特性劣化。優(yōu)選為0.160%以下，更優(yōu) 選為0.150%以下。
[0052] Si:0.05% 以上且 1.00% 以下
[0053] Si是作為脫氧元素有效的元素，為了得到這樣的效果，需要含有0.05%以上。優(yōu)選 為0.10%以上。另外，Si是固溶在鋼中而通過固溶強化有助于高硬度化的有效元素。但是， 含有超過1.00%時，使得延展性、韌性降低，并且夾雜物量增加。因此，Si限定為1.00%以 下。優(yōu)選為0.45%以下。
[0054] Μη:0·50% 以上且 1.90% 以下
[0055] Μη助長Ρ的晶界偏析，容易發(fā)生延遲斷裂。但是，在本發(fā)明中，通過使Ρ量小于 0.006%，含有作為比較廉價的元素的Μη，能夠提高淬透性。另一方面，為了確保淬透性，需 要含有一定量的Μη，另外，從降低合金成本的觀點出發(fā)，也優(yōu)選含有Μη，Μη量限定為0.50% 以上且1.90 %以下的范圍。Μη量的下限側的值優(yōu)選為0.90 %以上。Μη量的上限側的值優(yōu)選 為1.50%以下。
[0056] Ρ:小于0.006 %
[0057] Ρ在晶界發(fā)生偏析，成為延遲斷裂發(fā)生的起點。另外，Ρ富集于中心偏析部，提高中 心偏析部的硬度，提高低溫回火脆化敏感性。通過使Ρ量小于0.006%，因焊接、氣體切割等 的熔斷所引起的熱影響而經(jīng)受低溫回火的區(qū)域中的耐低溫回火脆化裂紋特性提高，因此， 設定為小于〇. 006%。
[0058] S:0.005% 以下
[0059] S是不可避免地混入的雜質，含有超過0.005 %時，會形成MnS，成為斷裂的發(fā)生起 點，因此，設定為0.005 %以下。優(yōu)選為0.0035 %以下。
[0060] Α1:0·005% 以上且0.100% 以下
[0061] Α1是用于使鋼水脫氧而含有的元素，需要含有0.005%以上。另一方面，含有超過 0.100%時，使得鋼的潔凈度降低，并且使得韌性降低，因此，設定為0.005%以上且0.100% 以下。優(yōu)選為0.010%以上且0.040%以下。
[0062] Cr:0.10% 以上且 1.00% 以下
[0063] Cr具有使淬透性提高的效果，為了得到這樣的效果，需要含有0.10%以上。另一方 面，超過1.00%的含有會使得焊接性降低。因此，在含有Cr的情況下，限定為0.10%以上且 1.00%以下的范圍。優(yōu)選為0.10%以上且0.80%以下。
[0064] Nb:0.005% 以上且0.024% 以下
[0065] Nb以碳氮化物或碳化物的形式析出而具有使組織微細化、抑制延遲斷裂發(fā)生的效 果。為了得到該效果，需要〇. 005 %以上。另一方面，含有超過0.0 24 %時，有時析出粗大的碳 氮化物，成為斷裂的起點，因此，設定為0.005%以上且0.024%以下。優(yōu)選為0.010%以上且 0.020% 以下。
[0066] Ti:0.005% 以上且0.050% 以下
[0067] Ti具有通過固定N而抑制BN析出、促進B的淬透性提高效果的效果。為了得到該效 果，需要含有〇. 005%以上。另一方面，含有超過0.050%時，析出TiC而使母材韌性劣化，因 此，設定為0.005%以上且0.050%以下。優(yōu)選為0.010%以上且0.020%以下。
[0068] Β:0·0003% 以上且0.0030% 以下
[0069] Β通過微量含有而顯著地改善淬透性。為了得到該效果，需要0.0003%以上。另外， Β小于0.0003%時，淬透性不充分，在高溫下發(fā)生貝氏體相變，因此，貝氏體中的島狀馬氏體 增加，韌性降低。Β含量優(yōu)選為0.0005%以上，更優(yōu)選為0.0010 %以上。另一方面，含有超過 0.0030 %的B時，焊接性劣化，因此，設定為0.0030 %以下。優(yōu)選為0.0020 %以下。
[0070] Ν:0·0010% 以上且0.0080% 以下
[0071] Ν具有通過與Α1反應而形成析出物來使晶粒微細化、提高母材韌性的效果，因此含 有。含有小于〇. 0010%時，不會形成晶粒的微細化所需的析出物，超過〇. 0080 %的含有會使 母材和焊接部的韌性降低，因此，設定為0.0010%以上且0.0080%以下。優(yōu)選為0.0010%以 上且0.0050%以下。
[0072] DIH = 33.85 X (0.1 XC)°-5X (0.7XSi + l) X (3.33ΧΜη+1) X (0.35XCu+l) X (0.36ΧΝ?+1) X (2.16XCr+1) X (3XMo+1) X (1.75XV+1)^35---(1)
[0073] 式中，各合金元素設定為含量(質量％)，不含有的元素的含量設定為0。
[0074] DIH小于35時，距離板厚表層的淬火深度低于10mm，作為耐磨損鋼板的壽命縮短。 因此，DIH設定為35以上。DIH優(yōu)選為45以上。
[0075] CES = 5.5XC4/3+75.5XP+0.90XMn+0.12XNi+0.53XMo^2.70---(2)
[0076] 式中，各合金元素設定為含量(質量％ )，不含有的元素的含量設定為0。
[0077] 通過連鑄法制造的鋼板中存在的中心偏析是厚鋼板中脆化敏感性高的部分，通過 降低中心偏析，能夠抑制低溫回火脆化裂紋。式(2)是表示容易富集于中心偏析的成分的影 響的關系式，是實驗性求出的關系式。對于以布氏硬度計為350HBW10/3000以上的硬度的耐 磨損鋼板而言，由式(2)求得的值超過2.70時，在中心偏析產(chǎn)生低溫回火脆化裂紋，因此設 定為2.70以下。CES優(yōu)選為2.40以下。
[0078] 以上為本發(fā)明的基本成分組成，余量為Fe和不可避免的雜質。在進一步提高特性 的情況下，含有此、￥、(：11、附、0&、1%、1^1中的一種或兩種以上。
[0079] Μο:0·05% 以上且0.80% 以下
[0080] Mo是用于提高淬透性特別有效的元素。為了得到這樣的效果，需要含有0.05%以 上。另一方面，含有超過0.80%時，使得焊接性降低。因此，在含有Mo的情況下，優(yōu)選限定為 0.05%以上且0.80%以下的范圍。另外，更優(yōu)選為0.05%以上且0.70%以下。
[0081] V:〇.〇〇5% 以上且0.10% 以下
[0082] V是提高淬透性的元素。為了得到這樣的效果，需要設定為0.005%以上。另一方 面，含有超過〇. 10 %時，使得焊接性降低。因此，在含有V的情況下，優(yōu)選限定為0.005 %以上 且0.10%以下的范圍。
[0083] Cu:0.10% 以上且 1.00% 以下
[0084] Cu是通過進行固溶而提高淬透性的元素，為了得到該效果，需要含有0.10%以上。 另一方面，超過1.00 %的含有會使熱加工性降低。因此，在含有Cu的情況下，優(yōu)選限定為 0.10%以上且1.00%以下的范圍。另外，更優(yōu)選為0.10%以上且0.50%以下。
[0085] Ni:0.10% 以上且 2.00% 以下
[0086] Ni是通過進行固溶而提高淬透性的元素，這樣的效果在含有0.10%以上時變得顯 著。另一方面，超過2.00 %的含有會使得材料成本顯著升高。因此，在含有Ni的情況下，優(yōu)選 限定為0.10%以上且2.00%以下的范圍。另外，更優(yōu)選為0.10%以上且1.00%以下。
[0087] Ca: 0.0005% 以上且0.0040% 以下、Mg: 0.0005 % 以上且0.0050% 以下、REM: 0 · 0005 %以上且0 · 0080 %以下
[0088] Ca、Mg、REM與S結合而抑制MnS生成。為了得到該效果，各自需要0.0005 %以上，但 Ca超過0.0040 %時、Mg超過0.0050 %時、REM超過0.0080 %時，使得鋼的潔凈度劣化。因此， 在含有的情況下，Ca設定為0.0005 %以上且0.0040 %以下，Mg設定為0.0005 %以上且 0 · 0050 %以下，REM設定為0 · 0005 %以上且0 · 0080 %以下。
[0089][顯微組織]
[0090] 本發(fā)明的耐磨損鋼板中，將板厚的1/4位置和3/4位置處的顯微組織設定為原奧氏 體平均粒徑為20μπι以上且60μπι以下的馬氏體單相組織、或者原奧氏體平均粒徑為20μπι以上 且60μπι以下的馬氏體與貝氏體的混合組織。為了在板厚方向上確保均勻的耐磨損性，對板 厚的1/4位置和3/4位置處的顯微組織進行規(guī)定。此外，為了確保優(yōu)良的低溫韌性，形成原奧 氏體平均粒徑為20μπι以上且60μπι以下的馬氏體單相組織、或者原奧氏體平均粒徑為20μπι以 上且60μπι以下的馬氏體與貝氏體的混合組織并且將貝氏體中的島狀馬氏體的面積百分率 規(guī)定為相對于組織整體小于5%。需要說明的是，馬氏體、貝氏體均是原奧氏體平均粒徑設 定為20μηι以上且60μηι以下。
[0091] 馬氏體單相組織或者馬氏體與貝氏體的混合組織
[0092] 本發(fā)明的耐磨損鋼板中，將板厚的1/4位置和3/4位置處的顯微組織設定為馬氏體 單相組織或者馬氏體與貝氏體的混合組織。這是為了使表面的硬度以布氏硬度計為 350HBW10/3000以上而確保耐磨損特性。從硬度高、耐磨損特性的觀點以及后述的抑制島狀 馬氏體的生成的觀點出發(fā)，馬氏體優(yōu)選為馬氏體單相。另外，貝氏體也是硬度高、耐磨損性 優(yōu)良、且韌性比馬氏體優(yōu)良，因此，可以設定為馬氏體與貝氏體的混合組織。
[0093] 原奧氏體平均粒徑:20μπι以上且60μπι以下
[0094] 在本發(fā)明的情況下，原奧氏體粒徑為通過淬火使奧氏體相變?yōu)轳R氏體或貝氏體之 前的奧氏體的粒徑。奧氏體晶界作為鐵素體相變的成核位點發(fā)揮作用，因此，奧氏體粒徑減 小、奧氏體晶界的面積增大時，容易發(fā)生鐵素體相變，淬透性降低。因此，原奧氏體平均粒徑 小于20μπι時，淬透性降低，不能得到期望的硬度。因此，原奧氏體平均粒徑設定為20μπι以上。
[0095] 另外，馬氏體和貝氏體是在不伴隨原子的長距離擴散的情況下剪切地由奧氏體相 變而形成的相變生成相。因此，馬氏體和貝氏體保存有相變前的奧氏體晶界，因此，原奧氏 體粒徑可以容易地通過組織觀察來測定。通過馬氏體相變或貝氏體相變，奧氏體晶粒被分 割為具有大致相同的結晶方位的下部組織(板條)的團塊、即塊體或板條束。
[0096] 因此，奧氏體粒徑減小時，塊體或板條束的粒徑必然也減小。塊體或板條束是脆性 斷裂中的斷面單位，因此，奧氏體粒徑減小時，斷面單位減小，韌性提高。另外，加熱至低溫 回火脆化溫度范圍的區(qū)域的延遲斷裂由于Ρ偏析在原奧氏體晶界而被助長，因此，原奧氏體 粒徑越減小，Ρ的晶界濃度越是因晶界面積的擴大而降低，則耐低溫回火脆化裂紋特性也越 提尚。
[0097] 因此，從韌性和耐低溫回火脆化裂紋特性的觀點出發(fā)，原奧氏體平均粒徑越小越 好。但是，在本發(fā)明中，在將Ρ降低至小于0.006%的基礎上，通過CES值限制偏析元素，因此， 即使原奧氏體平均粒徑為20Μ1以上，也可以得到充分的韌性和耐低溫回火脆化裂紋特性。 但是，原奧氏體平均粒徑超過60μπι時，不能得到充分的韌性和耐低溫回火脆化裂紋特性，因 此，原奧氏體平均粒徑設定為60μηι以下。優(yōu)選為40μηι以下。
[0098] 島狀馬氏體:相對于組織整體的面積百分率小于5%
[0099] -般而言，島狀馬氏體主要在貝氏體組織中生成。貝氏體的相變溫度高時，有時在 貝氏體板條間或晶界生成島狀馬氏體(ΜΑ)。如果生成島狀馬氏體，則夏比沖擊試驗中的脆 性-延性轉變溫度向高溫移動，不能得到充分的低溫韌性，因此，以相對于組織整體的面積 百分率計設定為小于5%。島狀馬氏體使韌性降低，因此，越少越優(yōu)選，可以完全沒有。
[0100][表面硬度]
[0101] 在鋼板的表面硬度以布氏硬度計小于350HBW10/3000的情況下，耐沖擊磨損特性 不充分，作為耐磨損鋼的壽命縮短。因此，將表面硬度以布氏硬度計設定為350HBW10/3000 以上。由此，可以得到充分的耐磨損性。但是，在鋼板的表面硬度以布氏硬度計超過 450HBW10/3000的情況下，低溫回火脆化裂紋敏感性提高，容易產(chǎn)生低溫回火脆化裂紋，因 此，表面硬度設定為450HBW10/3000以下。
[0102][制造方法]
[0103] 本發(fā)明的耐磨損鋼板如下制造:將調節(jié)成上述成分組成的鋼水通過使用轉爐、電 爐、真空熔化爐等的常規(guī)方法進行熔煉，接著，經(jīng)過連鑄的工序制成鋼原材(鋼坯），然后進 行熱乳。
[0104] 鋼坯加熱溫度：1050°C以上且1200°C以下
[0105] 在本發(fā)明的情況下，乳制時的加熱溫度對鋼板的機械特性帶來的影響小。但是，對 于厚壁材料而言，在加熱溫度過低的情況下、壓下量不充分的情況下，在板厚中央部殘留鋼 原材制造時的初期缺陷，鋼板的內(nèi)部質量顯著降低。為了通過熱乳使鋼坯中存在的鑄造缺 陷牢靠地壓出，將加熱溫度設定為1050°C以上。但是，過度的高溫加熱會使凝固時析出的 TiN等析出物粗大化而母材、焊接部的韌性降低，在高溫下鋼坯表面的氧化皮較厚地生成而 導致在乳制時產(chǎn)生表面缺陷，并且從節(jié)能的觀點出發(fā)，將加熱溫度設定為1200°C以下。需要 說明的是，在本發(fā)明中，鋼坯加熱溫度設定為鋼坯的表面溫度。
[0106] 950°C以上的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率：30 %以上、低于940 °C的溫度范圍內(nèi)的累 積壓下率:30 %以上且70 %以下
[0107] 熱乳中，950°C以上的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率設定為30%以上、并且低于940°C 的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率設定為30%以上且70%以下。950°C以上的溫度范圍內(nèi)的累積 壓下率小于30%時，在后續(xù)的低于940°C的溫度范圍內(nèi)的乳制中，難以使累積壓下率為作為 本發(fā)明范圍的70%以下而將鋼坯乳制成目標板厚的鋼板，因此，950°C以上的溫度范圍內(nèi)的 累積壓下率設定為30%以上。另外，在950°C以上的高溫范圍內(nèi)，元素的擴散因通過乳制導 入的位錯而被促進。因此，也是為了減少中央偏析，950°C以上的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率 優(yōu)選設定為30%以上。低于940°C的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率小于30%時，原奧氏體平均粒 徑不會達到作為目標的60μπι以下，因此設定為30%以上。另外，低于940°C的溫度范圍內(nèi)的 累積壓下率超過70%時，原奧氏體平均粒徑不會達到作為目標的20μπι以上，因此，設定為 70%以下。
[0108] 乳制結束溫度:Ar3+80°C以上且Ar3+180°C以下
[0109] 在鋼板的表面溫度為Ar3+80°C以上且Ar3+180°C以下的溫度下結束熱乳。鋼板的 表面溫度低于Ar3+80°C時，難以將直接淬火的冷卻開始溫度穩(wěn)定地設定為Ar3點以上。直接 淬火的冷卻開始溫度低于Ar3點時，生成鐵素體，硬度降低，不能得到目標的表面硬度。另 外，乳制結束溫度超過Ar3+180°C時，原奧氏體粒徑粗大化，超過60μπι，因此，韌性降低。需要 說明的是，Ar3可以從各鋼中裁取熱膨脹測定用的樣品并根據(jù)從奧氏體溫度起的冷卻時的 熱膨脹曲線來進行測定。
[0110] 冷卻速度:2 °C /秒以上、冷卻停止溫度:300 °C以下
[0111] 乳制結束后，立即從Ar3點以上的溫度起進行直接淬火，在鋼板的板厚的1/2部，以 2 °C /秒以上的冷卻速度將板厚的1 /2的溫度冷卻至300 °C以下。鋼板的板厚的1 /2部的冷卻 速度小于2°C/秒時，在板厚的1/4部和板厚的3/4部，島狀馬氏體(MA)以相對于組織整體的 面積百分率計為5%以上，低溫韌性降低。因此，鋼板的板厚的1/2部的冷卻速度設定為2°C/ 秒以上。優(yōu)選為5°C/秒以上。需要說明的是，上述冷卻速度的上限不需要特別限定，但優(yōu)選 設定為能夠實現(xiàn)的冷卻速度即l〇〇°C/秒以下。另外，如果在板厚的1/2的溫度超過300°C的 溫度下停止冷卻，則在板厚中央處得不到馬氏體組織，而且貝氏體中的MA增多，韌性降低。 另外，在板厚的1/4部和板厚的3/4部，島狀馬氏體(MA)以相對于組織整體的面積百分率計 為5%以上，低溫韌性降低。
[0112]需要說明的是，板厚的1/2的溫度是根據(jù)板厚、表面溫度和冷卻條件等通過模擬計 算等求出。例如，使用差分法，計算板厚方向的溫度分布，由此求出板厚的1/2的溫度。
[0113]實施例
[0114] 將具有表1所示的成分組成的鋼A~Μ通過連鑄而制成鋼坯，在表2所示的條件下實 施熱乳而制成板厚為25~60mm的鋼板。各鋼的Ar3點也示于表2中。在剛乳制后，在表2所示 的條件下進行水冷(直接淬火;DQ)。對于所得到的鋼板，按照下述要領實施顯微組織觀察、 原奧氏體粒徑測定、Μ百分率、表面硬度測定、夏比沖擊試驗、低溫回火脆化裂紋試驗。
[0115] [顯微組織觀察]
[0116] 以觀察面為與乳制方向平行的方向截面的方式從所得到的鋼板的板厚的1/4位置 和3/4位置裁取顯微組織觀察用試驗片，然后，研磨成鏡面，通過硝酸乙醇溶液腐蝕而顯現(xiàn) 出組織。然后，使用光學顯微鏡以400倍的倍率隨機地觀察、拍攝三個視野，通過目視來鑒定 金屬顯微組織的種類(相等）。
[0117][原奧氏體粒徑測定]
[0118] 進而，將與上述顯微組織觀察中使用的試驗片同樣的組織觀察用試驗片再次進行 鏡面研磨，利用苦味酸腐蝕而使原奧氏體晶界顯現(xiàn)出，測定原奧氏體粒徑。通過光學顯微鏡 以400倍進行觀察，測定100個原奧氏體晶粒各自的等效圓粒徑，將它們的平均值作為原奧 氏體粒徑。
[0119] [ΜΑ 百分率]
[0120] 進而，將與上述顯微組織觀察中使用的試驗片同樣的組織觀察用試驗片再次進行 鏡面研磨，通過兩階段腐蝕法使島狀馬氏體(ΜΑ)顯現(xiàn)出，然后，對成為貝氏體組織的部位的 SEM的2000倍照片進行描跡，通過圖像分析算出ΜΑ的百分率。需要說明的是，ΜΑ的百分率為 相對于組織整體的面積百分率。
[0121][表面硬度測定]
[0122] 依據(jù)JIS標準Ζ2243(1998)，測定表層下的表面硬度。測定中，使用10mm的鎢硬球， 載荷設定為3000Kgf。
[0123] [夏比沖擊試驗]
[0124] 依據(jù)JIS Z2242，從板厚的1/4位置和3/4位置裁取試驗片，在-40°C下實施試驗。將 板厚的1/4位置和3/4位置處的試驗片的吸收能的平均值的目標值設定為50J以上。
[0125] [低溫回火脆化裂紋試驗]
[0126] 從包含中心偏析部的板厚的中央部裁取JIS Z2242中規(guī)定的夏比沖擊試驗片，在 400 °C下實施10分鐘熱處理，在-196 °C下實施夏比沖擊試驗，進行斷面觀察。即使是在一部 分中觀察到晶界斷面，也判斷為低溫回火脆化敏感性高。
[0127] 將所得到的結果示于表3中。
[0128] 實施例No. 1、9~15是使用本發(fā)明范圍內(nèi)的鋼A~F在本發(fā)明范圍內(nèi)的制造條件下 制造的試樣，可以得到良好的表面硬度和低溫韌性，在低溫回火脆化裂紋試驗中也沒有觀 察到晶界斷面。
[0129 ]實施例No. 2~8是使用了本發(fā)明范圍內(nèi)的鋼A、但在本發(fā)明范圍外的制造條件下制 造的試樣。實施例No.2中，950°C以上的累積壓下率低于本發(fā)明范圍，低于940°C的累積壓下 率超出本發(fā)明范圍，表面硬度不滿足目標值。實施例No. 3中，低于940°C的累積壓下率超出 本發(fā)明范圍，表面硬度不滿足目標值。實施例No.4中，低于940°C的累積壓下率小于本發(fā)明 范圍，低溫韌性不滿足目標值，而且在低溫回火脆化裂紋試驗中觀察到晶界斷面。實施例 No.5中，熱乳結束溫度超出本發(fā)明范圍，低溫韌性不滿足目標值，而且在低溫回火脆化裂紋 試驗中觀察到晶界斷面。實施例No.6中，熱乳結束溫度低于本發(fā)明范圍，因此，冷卻開始溫 度也低于Ar3點，表面硬度不滿足目標值。實施例No.7中，熱乳后的冷卻速度低于本發(fā)明范 圍，低溫韌性不滿足目標值。實施例No. 8中，冷卻停止溫度超出本發(fā)明范圍，低溫韌性不滿 足目標值。
[0130]實施例No. 16、17使用C量在本發(fā)明范圍外的鋼G、H，實施例No. 16中，表面硬度不滿 足目標值，實施例No. 17中，在低溫回火脆化裂紋試驗中觀察到晶界斷面。實施例No. 18使用 P量在本發(fā)明范圍外的鋼I，實施例No . 19使用Μη量在本發(fā)明范圍外的鋼J，分別在低溫回火 脆化裂紋試驗中觀察到晶界斷面。
[0131]實施例No. 20使用Β量在本發(fā)明范圍外的鋼Κ，實施例No. 21使用DIH值在本發(fā)明范 圍外的鋼L，低溫韌性分別低。實施例No. 22使用CES值在本發(fā)明范圍外的鋼Μ，在低溫回火脆 化裂紋試驗中觀察到晶界斷面。


【主權項】
1. 一種耐磨損鋼板，其表面硬度以布氏硬度計為350HBW10/3000以上且450HBW10/3000 以下，其特征在于， 具有以質量％計(：:0· 100%以上且小于0· 175%、Si :0.05%以上且1.00%以下、Μη: 0.50% 以上且 1.90% 以下、Ρ:小于0.006%、S:0.005% 以下、A1:0.005% 以上且0.100% 以 下、Cr :0.10%以上且1.00%以下、Nb:0.005%以上且0.024%以下、Ti :0.005%以上且 0.050%以下、B:0.0003%以上且0.0030%以下、N:0.0010%以上且0.0080%以下、并且滿 足（1)式和(2)式、余量由Fe和不可避免的雜質構成的成分組成， 板厚的1/4位置和3/4位置處的顯微組織是原奧氏體平均粒徑為20μπι以上且60μπι以下 的馬氏體單相組織、或者原奧氏體平均粒徑為20μι以上且60μπι以下的馬氏體與貝氏體的混 合組織，并且貝氏體中的島狀馬氏體以相對于組織整體的面積百分率計小于5%， DIH = 33.85X (0.1 XC)°-5X (0.7XSi+l) X (3.33XMn+l) X (0.35XCu+l) X (0.36X Ni+1) X (2.16XCr+1) X (3XMo+1) X (1.75XV+1)^35---(1) CES = 5.5XC4/3+75.5XP+0.90XMn+0.12XNi+0.53XMo^2.70---(2) 各式中，各合金元素設定為含量(質量％ )，不含有的元素的含量設定為0。2. 如權利要求1所述的耐磨損鋼板，其特征在于，在所述成分組成的基礎上，以質量％ 計含有選自Mo:0.05%以上且0.80%以下、V:0.005%以上且0.10%以下、Cu:0.10%以上且 1.00%以下、Ni :0.10%以上且2.00%以下中的一種或兩種以上。3. 如權利要求1或2所述的耐磨損鋼板，其特征在于，在所述成分組成的基礎上，以質 量％計含有選自Ca:0.0005%以上且0.0040%以下、Mg:0.0005%以上且0.0050%以下、 REM:0.0005%以上且0.0080%以下中的一種或兩種以上。4. 一種耐磨損鋼板的制造方法，所述耐磨損鋼板的表面硬度以布氏硬度計為 350HBW10/3000以上且450HBW10/3000以下，所述制造方法的特征在于， 將具有權利要求1至3中任一項所述的成分組成的鋼原材加熱至1050°C以上且1200°C 以下， 然后，實施950°C以上的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率為30%以上、并且低于940°C的溫度 范圍內(nèi)的累積壓下率為30%以上且70%以下的熱乳， 在表面溫度為Ar3+80°C以上且Ar3+180°C以下的溫度下結束熱乳， 從Ar3點以上的溫度起進行直接淬火，在板厚的1/2位置處以2°C/秒以上的冷卻速度冷 卻至300 °C以下， 所制造的鋼板的板厚的1/4位置和3/4位置處的顯微組織是原奧氏體平均粒徑為20μπι 以上且60μπι以下的馬氏體單相組織、或者原奧氏體平均粒徑為20μπι以上且60μπι以下的馬氏 體與貝氏體的混合組織，并且貝氏體中的島狀馬氏體以相對于組織整體的面積百分率計小 于5%。
【文檔編號】C22C38/58GK105940133SQ201580006234
【公開日】2016年9月14日
【申請日】2015年1月26日
【發(fā)明人】柚賀正雄, 三浦進, 三浦進一, 大森章夫
【申請人】杰富意鋼鐵株式會社